RU2570264C2 - Алюминиевый сплав для литья под давлением - Google Patents
Алюминиевый сплав для литья под давлением Download PDFInfo
- Publication number
- RU2570264C2 RU2570264C2 RU2012145233/02A RU2012145233A RU2570264C2 RU 2570264 C2 RU2570264 C2 RU 2570264C2 RU 2012145233/02 A RU2012145233/02 A RU 2012145233/02A RU 2012145233 A RU2012145233 A RU 2012145233A RU 2570264 C2 RU2570264 C2 RU 2570264C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- aluminum
- alloy according
- zirconium
- alloys
- Prior art date
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 29
- 238000001746 injection moulding Methods 0.000 title claims abstract description 6
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 49
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 34
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 34
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 33
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 23
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 68
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 68
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 27
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910000951 Aluminide Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 4
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 claims description 3
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- UJXVAJQDLVNWPS-UHFFFAOYSA-N [Al].[Al].[Al].[Fe] Chemical compound [Al].[Al].[Al].[Fe] UJXVAJQDLVNWPS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910021326 iron aluminide Inorganic materials 0.000 claims description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 2
- 238000004512 die casting Methods 0.000 claims 1
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 239000002440 industrial waste Substances 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000010327 methods by industry Methods 0.000 abstract 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 23
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 16
- 239000000047 product Substances 0.000 description 14
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 13
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 9
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 9
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 9
- NPXOKRUENSOPAO-UHFFFAOYSA-N Raney nickel Chemical compound [Al].[Ni] NPXOKRUENSOPAO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 238000003878 thermal aging Methods 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 4
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 4
- CSDREXVUYHZDNP-UHFFFAOYSA-N alumanylidynesilicon Chemical compound [Al].[Si] CSDREXVUYHZDNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- -1 aluminum-nickel-zirconium Chemical compound 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N alumane Chemical class [AlH3] AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 2
- 229910001148 Al-Li alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018571 Al—Zn—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017818 Cu—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000846 In alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001093 Zr alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- ZGUQGPFMMTZGBQ-UHFFFAOYSA-N [Al].[Al].[Zr] Chemical compound [Al].[Al].[Zr] ZGUQGPFMMTZGBQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- WPPDFTBPZNZZRP-UHFFFAOYSA-N aluminum copper Chemical compound [Al].[Cu] WPPDFTBPZNZZRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000013467 fragmentation Methods 0.000 description 1
- 238000006062 fragmentation reaction Methods 0.000 description 1
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 238000005476 soldering Methods 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 239000012265 solid product Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000012899 standard injection Substances 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D17/00—Pressure die casting or injection die casting, i.e. casting in which the metal is forced into a mould under high pressure
- B22D17/20—Accessories: Details
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Molds, Cores, And Manufacturing Methods Thereof (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Injection Moulding Of Plastics Or The Like (AREA)
- Fuel-Injection Apparatus (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
Изобретение относится к литейному производству. Алюминиевый сплав, содержащий в мас.%: никель 2-6, цирконий 0,1-0,4, ванадий 0,1-0,4, марганец до 5, железо до 2, титан до 1, алюминий, содержащий не более 1 мас.% производственных примесей, - остальное, заливают в форму машины литья под давлением. Поддерживают давление до завершения охлаждения и извлекают деталь из формы. Полученную деталь выдерживают при температуре в диапазоне от 250 до 350°C в течение от 2 до 6 ч и при температуре в диапазоне от 350 до 450°C в течение от 2 до 6 ч. Обеспечивается создание материала термически стабильного при температуре до 300°С. 3 н. и 8 з.п. ф-лы, 2 ил.
Description
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ
Настоящее изобретение относится к алюминиевым сплавам, которые можно перерабатывать посредством стандартного литья под высоким давлением и которые являются дисперсионно-упрочненными, твердеющими при старении и обладают полезными механическими свойствами при температурах до по меньшей мере 300°C.
ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
Алюминиевые сплавы являются одной из важнейших групп легких материалов, используемых в автомобильной промышленности, главным образом - из-за их высокой удельной прочности. Большинство стандартных алюминиевых литейных сплавов основано на алюминиево-кремниевой эвтектической системе из-за ее превосходных литейных характеристик. К сожалению, температура солидуса в этой системе не превышает 550°C, и вследствие этого максимальная рабочая температура у алюминиево-кремниевых сплавов ограничена примерно 200°C. Кроме того, основные легирующие добавки в стандартных сплавах на основе алюминия (например, цинк, магний и медь) обладают высокой диффузивностью в твердом растворе алюминия. Поэтому, несмотря на то, что эти элементы повышают прочность сплава при комнатной температуре, они ухудшают термическую стабильность сплава. Например, алюминиевые сплавы на основе Al-Zn-Mg, Al-Cu-Mg и Al-Li систем способны обеспечивать очень высокий предел прочности на разрыв (до примерно 700 МПа); однако их механические свойства быстро ухудшаются при использовании их при высокой температуре. Во многих прикладных задачах основным требованием является именно стабильность механических свойств при высокой температуре, а не высокая прочность. Поэтому стандартные алюминиевые сплавы не используют в таких прикладных задачах, и существует потребность в легком и термически стабильном материале.
На предшествующем уровне техники были предприняты попытки получения алюминиевых литейных сплавов с повышенной термической стабильностью. Примечательными среди этих попыток являются попытки использования алюминиево-никелевой системы с небольшими добавками циркония. Эти попытки описаны в следующих журнальных статьях:
N.A. Belov, "Structure and Strength of Cast Alloys of the System Aluminium-Nickel-Zirconium", Metallov., №10, pp.19-22, 1993.
N.A. Belov, "Principles of Optimizing the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminium Alloys using Transition Metals", Journal of Advanced Materials, Vol.1, №4, pp.321-329, 1994.
N.A. Belov, V.S. Zolotorevsky, S. Goto, A.N. Alabin, V.V. Istomin-Kastrovsky and V.I. Mishin, "Effect of Zirconium on Liquidus and Hardening of AI-6%Ni Casting Alloy", Metals Forum, Vol.28, pp.533-538, 2004.
В ранее опубликованных журнальных статьях указано, что оптимальную структуру алюминиевого сплава, обладающую стабильностью при высокой температуре, можно получить на основе эвтектической композиции, состоящей из фазы твердого раствора алюминия (α-алюминия), которая легирована по меньшей мере 0,6 мас.% циркония, и второй фазы, которая обладает высоким пределом ползучести, а именно -триалюминида никеля (Al3Ni).
В ранее опубликованных журнальных статьях также указано, что изделия, изготовленные из этих сплавов, получают посредством плавления тщательно взвешенных твердых ингредиентов сплава (алюминия, алюминиево-никелевой лигатуры и алюминиево-циркониевой лигатуры) при температуре, равной примерно 900°С.Такая относительно высокая температура плавления необходима для растворения высокого содержания циркония 0,6 мас.% циркония) в алюминии и получения гомогенного алюминиево-никелево-циркониевого расплава. Кроме того, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что алюминиево-никелево-циркониевый расплав необходимо охлаждать со скоростью охлаждения, превышающей 10°C в секунду, для отверждения и сохранения гомогенного сверхнасыщенного твердого раствора циркония в α-алюминии при комнатной температуре. Кроме того, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что когда материал остывает от температуры расплава, ему можно придать форму желаемого объекта посредством заливки его в форму. Эта форма должна обеспечивать охлаждение материала от температуры расплава до комнатной температуры со скоростью, превышающей 10°С в секунду. Наконец, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что отлитое твердое изделие можно выдержать при температуре, лежащей в диапазоне от 350 до 450°C, для осаждения мелких частиц триалюминида циркония (Al3Zr), которые упрочняют сплав.
При соответствующей переработке сплавы, описанные в ранее опубликованных журнальных статьях, обладают лучшими механическими свойствами при повышенной температуре, чем стандартные алюминиевые литейные сплавы. Однако упрочнение не наблюдается в сплавах, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, если содержание циркония в сплаве не превышает 0,4 мас.%, и значительного упрочнения не происходит до тех пор, пока содержание циркония в сплаве не достигнет по меньшей мере 0,6 мас.%. Меньшие количества циркония не приводят к получению объема частиц второй фазы (в данном случае - Al3Zr), достаточного для того, чтобы вызвать значительное упрочнение твердого раствора α-алюминия. На Фиг.1 изображен график зависимости содержания твердых веществ в расплаве от температуры для сплава согласно предшествующему уровню техники. Из рисунка видно, что сплав полностью расплавляется только при температурах выше 850°C. Такая высокая температура расплава не позволяет получать из сплавов, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, так как температура расплава, который можно подавать в загрузочный шланг стандартной машины для литья под высоким давлением, не должна превышать 750°C.
Высокая скорость охлаждения - более 10°C в секунду - необходима для удержания 0,6 мас.% циркония в твердом растворе α-алюминия при комнатной температуре. За исключением литья под высоким давлением, такой высокой скорости охлаждения невозможно достичь у большинства изделий, отлитых с использованием стандартных процессов литья под давлением. Соответственно, за исключением литья очень маленьких изделий в графитовых или медных формах, из сплавов, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, невозможно получить формованные изделия с использованием стандартных способов литья.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Настоящее изобретение относится к классу алюминиевых сплавов, которые (1) являются дисперсионно-упрочненными, (2) могут быть упрочнены при старении для получения улучшенных механических свойств и (3) могут быть переработаны посредством стандартного литья под высоким давлением с получением формованных изделий, обладающих полезными механическими свойствами при температурах по меньшей мере до 300°C.
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить легкие, износостойкие и коррозионно-стойкие материалы, которые были бы пригодными для литья с использованием стандартных процессов литья под высоким давлением, и которые были бы термически стабильными при температурах по меньшей мере до 300°C.
Эта задача решена согласно настоящему изобретению за счет алюминиевого сплава для литья под давлением, содержащего:
от 2 до 6 мас.% никеля,
от 0,1 до 0,4 мас.% циркония,
от 0,1 до 0,4 мас.% ванадия,
при необходимости, до 5 мас.% марганца,
при необходимости, до 2 мас.% железа,
при необходимости, до 1 мас.% титана, причем остаток образует алюминий, содержащий в общей сложности не более 1 мас.% производственных примесей.
Предпочтительный диапазон содержания никеля - от 4 до 6 мас.%, предпочтительный диапазон содержания циркония - от 0,1 до 0,3 мас.% и предпочтительный диапазон содержания ванадия - от 0,3 до 0,4 мас.%.
Сплавы согласно настоящему изобретению имеют общий химический состав: алюминий-никель-цирконий-ванадий, и их химический состав оптимизирован таким образом, что их температура ликвидуса ниже 750°С.
После отверждения из расплава никель и алюминий образуют эвтектическую структуру, содержащую твердый раствор никеля в алюминии (обозначаемый как фаза α-алюминия) и вторую фазу, состоящую из триалюминида никеля (Al3Ni). Сплавы с эвтектическим компонентом в микроструктуре имеют более узкий диапазон отверждения и поэтому менее склонны к образованию горячих трещин, чем сплавы без эвтектического компонента в микроструктуре. A3Ni фаза находится в форме тонких стержней, диаметр которых лежит в диапазоне от 300 до 500 нанометров. Если охлаждение от температуры плавления до комнатной температуры происходит достаточно быстро (то есть со скоростью, которая превышает 10°C в секунду), то растворенными в α-алюминиевой фазе будут также цирконий и ванадий. При последующем регулируемом термическом старении твердого сплава цирконий и ванадий объединяются с алюминием за счет реакции в твердой фазе с образованием фазы упрочняющего преципитата с химическим составом Al3ZrxV1-x. Метастабильные частицы Al3ZrxV1-x субмикронного размера имеют L12 кубическую кристаллическую структуру и равномерно распределены в твердом растворе α-алюминия.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут также содержать до 5 мас.% марганца и до 2 мас.% железа. Кроме образования алюминидов металлов, которые могут дополнительно увеличивать прочность сплава, полезными ингредиентами сплавов для литья под высоким давлением являются железо и марганец, поскольку они обычно снижают спаивание сплава с компонентами литейной формы.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут также содержать до 2 мас.% магния, до 2 мас.% гафния, до 1 мас.% титана, до 1 мас.% молибдена, до 1 мас.% хрома, до 0,5 мас.% кремния, до 0,5 мас.% меди и до 0,5 мас.% цинка.
Сплавы согласно настоящему изобретению предпочтительно содержат, по существу, равномерно диспергированные частицы Al3ZrxV1-x, где x - доля единицы, которая зависит от отношения Zr:V в сплаве; частицы имеют эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.
Сплавы согласно настоящему изобретению предпочтительно содержат частицы Al3Ni, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 500 нм, предпочтительно - менее примерно 300 нм, в частности - менее примерно 100 нм.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут содержать, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида марганца, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут содержать, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида железа, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.
Характеристикой сплавов согласно настоящему изобретению, которая отличает их от алюминиевых сплавов согласно предшествующему уровню техники, содержащих никель и цирконий, но не содержащих ванадия (описаны в журнальных статьях N.A. Belov), является то, что сплавы согласно настоящему изобретению имеют значительно более низкую температуру ликвидуса (обычно ниже 750°C, в противоположность более чем 850°C у сплавов согласно предшествующему уровню техники). Более низкая температура ликвидуса позволяет перерабатывать сплавы согласно настоящему изобретению в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, тогда как сплавы согласно предшествующему уровню техники невозможно переработать в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, и их использование ограничено литьем изделий малого размера в графитных формах.
Другой характеристикой сплавов согласно настоящему изобретению, которой отличает их от алюминиевых сплавов согласно предшествующему уровню техники, содержащих никель и цирконий, но не содержащих ванадия, является то, что частицами, обеспечивающими преципитационное упрочнение, в сплавах согласно настоящему изобретению являются частицы Al3ZrxV1-x (в отличие от частиц Al3Zr в сплавах согласно предшествующему уровню техники). Из-за меньшего размера атома ванадия (0,132 нм) по сравнению с атомом циркония (0,159 нм) кристаллическая решетка Al3ZrxV1-x имеет постоянную кристаллической решетки, меньшую, чем у кристаллической решетки Al3Zr, которая в большей степени соответствует постоянной кристаллической решетки α-алюминиевой матрицы. По этой причине алюминиево-никелевые сплавы, упрочненные преципитатами Al3ZrxV1-x, являются более термостабильными, чем алюминиево-никелевые сплавы, упрочненные преципитатами AL3Zr.
Вышеуказанные и другие признаки и преимущества настоящего изобретения будут более очевидными из последующего детального описания и прилагаемых рисунков.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ГРАФИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
Фиг.1 представляет собой полученный с помощью компьютера график отверждения алюминиевого сплава, содержащего 6 мас.% никеля и 0,6 мас.% циркония.
Фиг.2 представляет собой полученный с помощью компьютера график отверждения алюминиевого сплава, содержащего 6 мас.% никеля, 0,1 мас.% циркония и 0,4 мас.% ванадия.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Дисперсионное упрочнение алюминиевых сплавов основано на образовании диспергированных частиц в матрице сплава. Этот механизм упрочнения типичен для сплавов, основанных на алюминиево-никелевой системе. Гипоэвтектические и эвтектические алюминиево-никелевые сплавы затвердевают с образованием структуры, которая содержит тонкую дисперсию частиц триалюминида никеля (AL3Ni) в матрице, состоящей из твердого раствора никеля в алюминии (α-алюминии). Поскольку триалюминид никеля, по существу, не растворим в алюминии до температуры, примерно равной 855°С, алюминиево-никелевые сплавы более стабильны при повышенных температурах, чем алюминиево-кремниевые сплавы. Однако бинарные алюминиево-никелевые сплавы не обладают достаточными механическими свойствами для большинства прикладных задач в автомобильной промышленности, поскольку их предел текучести при растяжении не превышает 80 МПа, и поэтому необходимо дополнительное упрочнение этих сплавов.
Преципитационное упрочнение - хорошо известный механизм упрочнения алюминиевых сплавов, типичный для сплавов на основе алюминиево-медной системы. В этих сплавах преципитацию частиц алюминида меди в α-алюминиевой матрице термически регулируют для обеспечения эффективного упрочнения матрицы сплава.
Настоящее изобретение объединяет характеристики обоих типов механизмов упрочнения, описанных ранее, для получения алюминиевых сплавов с механической прочностью при повышенной температуре, достаточной для большинства прикладных задач в автомобильной промышленности. Сплавы согласно настоящему изобретению содержат тонкую дисперсию устойчивых к ползучести частиц триалюминида никеля и упрочняющий преципитат, который основан на цирконии и ванадии, а именно - Al3ZrxV1-х.
В сплавах согласно предшествующему уровню техники, которые содержат никель и цирконий, но не содержат ванадия (описаны в журнальных статьях N.A. Belov), образуется упрочняющая фаза с химическим составом AL3Zr. В сплаве согласно настоящему изобретению упрочняющая фаза также основана на AL3Zr структуре, но с атомами ванадия, замещающими некоторые атомы циркония. Поэтому точное представление упрочняющей фазы в сплаве согласно настоящему изобретению - Al3ZrxV1-x, где X - доля единицы, величина которой зависит от соотношения циркония и ванадия. Роль, которую ванадий играет в сплаве согласно настоящему изобретению, важна для того, чтобы сплав можно было перерабатывать в изделия посредством литья под высоким давлением. Степень упрочнения, обеспечиваемая преципитатом, определяется как объемной фракцией преципитата, так и размером частиц преципитата. Для упрочнения необходима большая объемная фракция частиц малого размера. В сплаве согласно предшествующему уровню техники использовано по меньшей мере 0,6 мас.% циркония для получения примерно 0,83 об.% упрочняющей фазы AL3Zr. Показано, что этого количества достаточно для значительного упрочнения сплава. Однако исследование Фиг.1 показывает, что температура ликвидуса сплава, содержащего 0,6% циркония, выше 850°С. Эта относительно высокая температура расплава препятствует осуществлению стандартного литья под высоким давлением, и поэтому сплавы согласно предшествующему уровню техники не могут быть массово использованы в операциях литья под высоким давлением. В предпочтительном варианте сплав согласно настоящему изобретению содержит всего 0,1 мас.% циркония и 0,4 мас.% ванадия. Такая смесь создает примерно 0,84 об.% упрочняющей фазы Al3ZrxV1-x. Основным преимуществом использования ванадия в сплаве согласно настоящему изобретению является то, что температура ликвидуса сплава согласно настоящему изобретению составляет всего примерно 730°С (см. Фиг.2), что позволяет использовать стандартное литье под высоким давлением для изготовления формованных изделий из сплава согласно настоящему изобретению.
Общее описание материала согласно настоящему изобретению после оптимальной переработки состоит в том, что он представляет собой α-алюминиевую (очень разбавленный твердый раствор никеля в алюминии) матрицу, которая содержит примерно 0,8-1,0 об.% равномерно распределенной упрочняющей фазы, которая основана на цирконии и ванадии, и которая имеет структуру, отображаемую химической формулой Al3ZrxV1-x и содержит примерно 1-10 об.% частиц триалюминида никеля, равномерно диспергированных в матрице сплава. В материале согласно настоящему изобретению, который обработан для получения максимальной прочности, упрочняющие частицы Al3ZrxV1-x являются метастабильными, имеют L12 кубическую структуру, когерентны α-алюминиевой матрице и имеют средний диаметр менее примерно 25 нм.
Для получения такой структуры необходимы: 1) быстрое охлаждение от температуры расплава и 2) регулируемое термическое старение отвержденного изделия.
Быстрое охлаждение от температуры расплава необходимо для того, чтобы обеспечить удержание циркония и ванадия в растворе в α-алюминиевой матрице при комнатной температуре, то есть при комнатной температуре сплав содержит эвтектическую фазу Al3Ni и вторую фазу, которая является сверхнасыщенным твердым раствором циркония и ванадия в α-алюминии. Для сплава согласно настоящему изобретению скорость охлаждения, превышающая 10°C в секунду, необходима для получения сверхнасыщенного твердого раствора циркония и ванадия в α-алюминии. Одним из преимуществ сплава согласно настоящему изобретению перед сплавами согласно предшествующему уровню техники является то, что он разработан таким образом, что его можно перерабатывать в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, причем расплавленный сплав при температуре, примерно равной 750°C, подают непосредственно в загрузочный шланг машины для литья под давлением. Затем его инжектируют под высоким давлением в стальную форму, поддерживают давление на сплав до завершения отверждения, а затем удаляют из формы отвержденное изделие. Известно, что скорости охлаждения в стандартных операциях литья под высоким давлением обычно превышают 10°C в секунду. Поэтому процесс литья, в ходе которого формуется изделие, также обеспечивает гашение, которое необходимо для получения гомогенного сверхнасыщенного твердого раствора упрочняющих элементов (циркония и ванадия) в α-алюминии.
Контролируемое термическое старение отвержденных литых изделий, изготовленных из сплава согласно настоящему изобретению, необходимо для преципитации метастабильных L12 кубических упрочняющих частиц Al3ZrxV1-x в твердом расплаве α-алюминия. Это можно обеспечить с использованием оптимизированного режима термического старения. Один из таких режимов включает выдерживание отвержденного литого изделия при температуре в диапазоне от 250 до 350°C в течение периода от двух до шести часов с последующим выдерживанием при температуре в диапазоне от 350 до 450°C в течение периода от двух до шести часов. Предпочтительный режим термического старения включает выдерживание отвержденного литого изделия при 350°C в течение трех часов с последующим выдерживанием его при 450°C в течение дополнительных 3 ч. Одновременно с преципитацией упрочняющих частиц Al3ZrxV1-x в твердом растворе α-алюминия предписанный режим термического старения фрагментирует и изменяет форму эвтектических стержней Al3Ni до частиц субмикронного размера. Такая фрагментация и глобуляризация эвтектических стержней Al3Ni повышает общую дуктильность литого изделия.
Хотя настоящее изобретение было продемонстрировано и описано на основании примеров его осуществления, специалистам в данной области техники будет очевидно, что могут быть произведены различные изменения формы и деталей без отклонения от сущности и объема заявленного изобретения.
Claims (11)
1. Алюминиевый сплав для литья под давлением, содержащий в мас.%:
никель 2-6,
цирконий 0,1-0,4,
ванадий 0,1-0,4,
марганец, при необходимости, до 5,
железо, при необходимости, до 2,
титан, при необходимости, до 1,
алюминий, содержащий не более 1 мас.% производственных примесей, - остальное.
никель 2-6,
цирконий 0,1-0,4,
ванадий 0,1-0,4,
марганец, при необходимости, до 5,
железо, при необходимости, до 2,
титан, при необходимости, до 1,
алюминий, содержащий не более 1 мас.% производственных примесей, - остальное.
2. Алюминиевый сплав по п. 1, содержащий от 4 до 6 мас.% никеля.
3. Алюминиевый сплав по п. 1, содержащий от 0,1 до 0,3 мас.% циркония.
4. Алюминиевый сплав по п. 1, содержащий от 0,3 до 0,4 мас.% ванадия.
5. Алюминиевый сплав по п. 1, дополнительно содержащий в мас.%:
гафний до 2,
магний до 2,
хром до 1,
молибден до 1,
кремний до 0,5,
медь до 0,5,
цинк до 0,5.
гафний до 2,
магний до 2,
хром до 1,
молибден до 1,
кремний до 0,5,
медь до 0,5,
цинк до 0,5.
6. Алюминиевый сплав по любому из пп. 1-5, содержащий равномерно диспергированные частицы Al3ZrxV1-x, где х - доля единицы, которая зависит от соотношения Zr:V в сплаве, причем частицы имеют эквивалентный диаметр менее 50 нм, предпочтительно менее 30 нм.
7. Алюминиевый сплав по любому из пп. 1-5, содержащий частицы Al3Ni, имеющие эквивалентный диаметр менее 500 нм, предпочтительно менее 300 нм, в частности менее 100 нм.
8. Алюминиевый сплав по любому из пп. 1-5, содержащий, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида марганца, имеющие эквивалентный диаметр менее 50 нм, предпочтительно менее 30 нм.
9. Алюминиевый сплав по любому из пп. 1-5, содержащий, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида железа, имеющие эквивалентный диаметр менее 50 нм, предпочтительно менее 30 нм.
10. Способ получения детали из алюминиевого сплава, включающий заливку и инжектирование расплавленного алюминиевого сплава по любому из пп. 1-9 в форму машины литья под давлением, поддержание давления до завершения охлаждения и извлечение детали из формы, при этом осуществляют упрочнение сплава при старении путем выдержки полученной детали при температуре в диапазоне от 250 до 350°C в течение от 2 до 6 ч и последующей выдержки ее при температуре в диапазоне от 350 до 450°C в течение от 2 до 6 ч.
11. Деталь из алюминиевого сплава, отличающаяся тем, что она изготовлена из алюминиевого сплава по любому из пп. 1-9 способом по п. 10.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP10159192.3 | 2010-04-07 | ||
| EP10159192 | 2010-04-07 | ||
| PCT/EP2011/055318 WO2011124590A1 (en) | 2010-04-07 | 2011-04-06 | Aluminium die casting alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2012145233A RU2012145233A (ru) | 2014-05-20 |
| RU2570264C2 true RU2570264C2 (ru) | 2015-12-10 |
Family
ID=42978206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012145233/02A RU2570264C2 (ru) | 2010-04-07 | 2011-04-06 | Алюминиевый сплав для литья под давлением |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20130199680A1 (ru) |
| EP (2) | EP2396436B1 (ru) |
| JP (1) | JP2013528699A (ru) |
| KR (1) | KR20130067242A (ru) |
| CN (1) | CN102869799B (ru) |
| AU (1) | AU2011237946A1 (ru) |
| BR (1) | BR112012025191A2 (ru) |
| CA (1) | CA2793148A1 (ru) |
| ES (1) | ES2529473T3 (ru) |
| MX (1) | MX2012011575A (ru) |
| PL (1) | PL2653578T3 (ru) |
| RU (1) | RU2570264C2 (ru) |
| WO (1) | WO2011124590A1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018236241A1 (ru) * | 2017-06-21 | 2018-12-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Сплав на основе алюминия |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3748024A1 (en) | 2013-09-30 | 2020-12-09 | Apple Inc. | Aluminum alloys with high strength and cosmetic appeal |
| JP2017512261A (ja) | 2014-03-12 | 2017-05-18 | ナノアル エルエルシー | 高温用途用アルミニウム超合金 |
| EP2924137A1 (en) * | 2014-03-26 | 2015-09-30 | Rheinfelden Alloys GmbH & Co. KG | Aluminium die casting alloys |
| US10822675B2 (en) | 2015-03-06 | 2020-11-03 | NanoAL LLC | High temperature creep resistant aluminum superalloys |
| CN105177369A (zh) * | 2015-08-10 | 2015-12-23 | 高安市金良轩科技有限公司 | 高强度压铸稀土铝合金及其制备方法 |
| BR112018006233A2 (pt) | 2015-10-14 | 2018-10-09 | General Cable Technologies Corporation | cabos e fios com elementos condutivos formados de ligas de alumínio-zircônio melhoradas |
| CN105463258A (zh) * | 2015-11-27 | 2016-04-06 | 太仓新浏精密五金有限公司 | 一种耐磨铝合金五金件 |
| CN105506398A (zh) * | 2015-12-10 | 2016-04-20 | 苏州爱盟机械有限公司 | 汽车发动机支架材料 |
| CN105886846A (zh) * | 2016-05-18 | 2016-08-24 | 太仓鸿鑫精密压铸有限公司 | 一种耐腐蚀铝合金压铸件 |
| US11603583B2 (en) | 2016-07-05 | 2023-03-14 | NanoAL LLC | Ribbons and powders from high strength corrosion resistant aluminum alloys |
| US10697046B2 (en) | 2016-07-07 | 2020-06-30 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys and methods for making and using them |
| US10208371B2 (en) | 2016-07-13 | 2019-02-19 | Apple Inc. | Aluminum alloys with high strength and cosmetic appeal |
| WO2018165010A1 (en) | 2017-03-08 | 2018-09-13 | NanoAL LLC | High-performance 3000-series aluminum alloys |
| WO2018165012A1 (en) | 2017-03-08 | 2018-09-13 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys |
| WO2018183721A1 (en) | 2017-03-30 | 2018-10-04 | NanoAL LLC | High-performance 6000-series aluminum alloy structures |
| CN107828990B (zh) * | 2017-09-27 | 2019-07-23 | 宁波华源精特金属制品有限公司 | 一种机器人连接杆及其制备工艺 |
| CN107904450A (zh) * | 2017-09-27 | 2018-04-13 | 宁波华源精特金属制品有限公司 | 一种机器人支撑板及其制备工艺 |
| FR3082763A1 (fr) * | 2018-06-25 | 2019-12-27 | C-Tec Constellium Technology Center | Procede de fabrication d une piece en alliage d aluminium |
| US12378642B2 (en) | 2018-08-02 | 2025-08-05 | Tesla, Inc. | Aluminum alloys for die casting |
| US11345980B2 (en) | 2018-08-09 | 2022-05-31 | Apple Inc. | Recycled aluminum alloys from manufacturing scrap with cosmetic appeal |
| EP3914747A4 (en) * | 2019-01-25 | 2022-11-02 | Rio Tinto Alcan International Limited | FOUNDRY ALLOYS FOR HIGH PRESSURE VACUUM CASTING |
| CN109897993A (zh) * | 2019-04-10 | 2019-06-18 | 南通市荣力达铝业有限公司 | 一种高强度抗压的铝合金产品及制造方法 |
| TWI692530B (zh) * | 2019-09-06 | 2020-05-01 | 圓融金屬粉末股份有限公司 | 鋁合金粉末及其製造方法、鋁合金製品及其製造方法 |
| CN112159918B (zh) * | 2020-10-09 | 2021-11-09 | 福建祥鑫股份有限公司 | 一种铝硅合金及其制备方法 |
| CN112921194B (zh) * | 2021-01-25 | 2021-11-30 | 佛山市辰辉金属科技有限公司 | 一种由废铝制备高性能目标成分再生铝合金的方法 |
| WO2023004131A1 (en) * | 2021-07-23 | 2023-01-26 | Tesla, Inc. | Aluminum alloys for brazable casting |
| EP4124668A1 (en) * | 2021-07-30 | 2023-02-01 | Aluminium Rheinfelden Alloys GmbH | Cast alloy |
| CN114438375A (zh) * | 2022-02-11 | 2022-05-06 | 帅翼驰新材料集团有限公司 | 高强高导热高导电的高压铸造铝合金 |
| CN115341122A (zh) * | 2022-08-22 | 2022-11-15 | 江苏汇鑫特种合金科技有限公司 | 一种用于光学器件且具有微观晶粒结构的铝合金材料及其喷射成型工艺 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0534470A1 (en) * | 1991-09-26 | 1993-03-31 | Tsuyoshi Masumoto | Superplastic aluminum-based alloy material and production process thereof |
| EP0564815A2 (en) * | 1992-02-28 | 1993-10-13 | Ykk Corporation | High-strength rolled sheet of aluminum alloy and process for producing the same |
| RU2081725C1 (ru) * | 1991-04-19 | 1997-06-20 | Маньети Марелли С.П.А. | Способ изготовления отливок литьем под давлением из легких сплавов и способ литья под давлением алюминиевого сплава |
| EP1728881A2 (en) * | 2005-05-31 | 2006-12-06 | United Technologies Corporation | High temperature aluminium alloys |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60248857A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-09 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボンデイングワイヤ用アルミニウム合金 |
| JPH0742537B2 (ja) * | 1986-03-31 | 1995-05-10 | 三菱化学株式会社 | 耐熱アルミニウム合金 |
| US4847048A (en) * | 1986-07-21 | 1989-07-11 | Ryobi Limited | Aluminum die-casting alloys |
| JPS63219543A (ja) * | 1987-03-10 | 1988-09-13 | Showa Alum Corp | 発色用アルミニウム合金 |
| JPH01132733A (ja) * | 1987-11-17 | 1989-05-25 | Kasei Naoetsu:Kk | 防振アルミニウム合金 |
| JPH0819509B2 (ja) * | 1991-07-31 | 1996-02-28 | リョービ株式会社 | 高強度アルミニウム合金の製造方法 |
| JPH05125473A (ja) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 |
| JP2941571B2 (ja) * | 1992-08-05 | 1999-08-25 | ヤマハ 株式会社 | 高強度耐食性アルミニウム基合金およびその製造方法 |
| JP3772718B2 (ja) * | 2001-10-10 | 2006-05-10 | 日本軽金属株式会社 | 熱伝導性に優れた鋳物用アルミニウム合金 |
-
2011
- 2011-04-06 ES ES13176662.8T patent/ES2529473T3/es active Active
- 2011-04-06 JP JP2013503092A patent/JP2013528699A/ja active Pending
- 2011-04-06 RU RU2012145233/02A patent/RU2570264C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2011-04-06 EP EP11712263.0A patent/EP2396436B1/en not_active Not-in-force
- 2011-04-06 MX MX2012011575A patent/MX2012011575A/es not_active Application Discontinuation
- 2011-04-06 CA CA2793148A patent/CA2793148A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 US US13/634,358 patent/US20130199680A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 BR BR112012025191A patent/BR112012025191A2/pt not_active IP Right Cessation
- 2011-04-06 AU AU2011237946A patent/AU2011237946A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 WO PCT/EP2011/055318 patent/WO2011124590A1/en not_active Ceased
- 2011-04-06 EP EP13176662.8A patent/EP2653578B1/en not_active Not-in-force
- 2011-04-06 PL PL13176662T patent/PL2653578T3/pl unknown
- 2011-04-06 KR KR1020127024129A patent/KR20130067242A/ko not_active Withdrawn
- 2011-04-06 CN CN201180016277.8A patent/CN102869799B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2081725C1 (ru) * | 1991-04-19 | 1997-06-20 | Маньети Марелли С.П.А. | Способ изготовления отливок литьем под давлением из легких сплавов и способ литья под давлением алюминиевого сплава |
| EP0534470A1 (en) * | 1991-09-26 | 1993-03-31 | Tsuyoshi Masumoto | Superplastic aluminum-based alloy material and production process thereof |
| EP0564815A2 (en) * | 1992-02-28 | 1993-10-13 | Ykk Corporation | High-strength rolled sheet of aluminum alloy and process for producing the same |
| EP1728881A2 (en) * | 2005-05-31 | 2006-12-06 | United Technologies Corporation | High temperature aluminium alloys |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018236241A1 (ru) * | 2017-06-21 | 2018-12-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Сплав на основе алюминия |
| RU2683399C1 (ru) * | 2017-06-21 | 2019-03-28 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Сплав на основе алюминия |
| US11168383B2 (en) | 2017-06-21 | 2021-11-09 | Obshchestvo S Ogranichennoy Otvetstvennost'Yu “Obedinennaya Kompaniya Rusal Inzhenerno-Tekhnologicheskiy Tsentr” | Aluminum-based alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU2011237946A1 (en) | 2012-09-27 |
| PL2653578T3 (pl) | 2015-03-31 |
| WO2011124590A1 (en) | 2011-10-13 |
| CN102869799A (zh) | 2013-01-09 |
| CN102869799B (zh) | 2015-06-03 |
| EP2653578B1 (en) | 2014-09-17 |
| EP2396436A1 (en) | 2011-12-21 |
| US20130199680A1 (en) | 2013-08-08 |
| ES2529473T3 (es) | 2015-02-20 |
| CA2793148A1 (en) | 2011-10-13 |
| JP2013528699A (ja) | 2013-07-11 |
| MX2012011575A (es) | 2012-12-05 |
| KR20130067242A (ko) | 2013-06-21 |
| RU2012145233A (ru) | 2014-05-20 |
| EP2396436B1 (en) | 2013-07-24 |
| EP2653578A1 (en) | 2013-10-23 |
| BR112012025191A2 (pt) | 2016-06-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2570264C2 (ru) | Алюминиевый сплав для литья под давлением | |
| Kulkarni et al. | Effect of fly ash hybrid reinforcement on mechanical property and density of aluminium 356 alloy | |
| JP7152977B2 (ja) | アルミニウム合金 | |
| JPH10513225A (ja) | マグネシウム合金 | |
| JP7084137B2 (ja) | 高強度で均一な銅－ニッケル－錫合金および製造プロセス | |
| Hassasi et al. | Parametric investigation of squeeze casting process on the microstructure characteristics and mechanical properties of A390 aluminum alloy | |
| Rauber et al. | Microstructure and mechanical properties of SiC particle reinforced magnesium composites processed by injection molding | |
| JP6229130B2 (ja) | 鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物 | |
| CN1173053C (zh) | 铜基合金及使用铜基合金生产铸件和锻件的方法 | |
| JPWO2019109135A5 (ru) | ||
| Lü et al. | Preparation of a novel ultra-high strength Al–Si–Cu–Ni alloy at room/elevated temperature by squeeze casting combined with a new heat treatment process | |
| CN100402191C (zh) | 制备金属基体复合材料的方法 | |
| Tamirisakandala et al. | Microstructure engineering of titanium alloys via small boron additions | |
| Zhang et al. | Reciprocating extrusion of in situ Mg2Si reinforced Mg-Al based composite | |
| Kocaman et al. | Effect of Al5Ti1B grain refiner and Al10Sr modifier on mechanical properties and corrosion behavior of A360 alloy | |
| JPS63312901A (ja) | 耐熱性高力ａ１合金粉末及びそれを用いたセラミック強化型耐熱ａ１合金複合材料 | |
| Nithesh et al. | Dual role of trace elements in magnesium dissolved age hardened A356 alloy on microstructure and peak micro hardness | |
| Zhang et al. | Effect of nickel alloying and mechanical stirring on the microstructure and mechanical properties of Al–10% Si–5% Cu alloy | |
| Chen et al. | Semi-solid casting of AlN reinforced Mg-matrix composites and their thermophysical properties | |
| CN119956182B (zh) | 一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法 | |
| Kummari et al. | Grain refinement of Al-3.5 FeNb-1.5 C master alloy on pure Al and Al-9.8 Si-3.4 Cu alloy | |
| Zhang | Effects of punch velocity on microstructure and tensile properties of thixoforged Mg2Sip/AM60B composite | |
| Baskaran et al. | Mechanical behavior investigation of copper-added A356 alloy | |
| Xiao et al. | Study on a semi-solid rheo-diecasting process with AZ91D alloy slurry | |
| Matejka et al. | Influence of Zr on AlSi9Cu1Mg alloy cast in ceramic |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| HE9A | Changing address for correspondence with an applicant | ||
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20190407 |